镁合金板及其制备方法与流程

本发明涉及一种镁合金板及其制备方法。

背景技术：

最近，随着国际环境管制的强化及燃油经济性(消耗单位燃油所行驶的里程，)管制的强化，为了提高运输设备的燃油经济性，对轻量化的要求越来越增大。为此，正在蓬勃开展关于应用代表性轻金属即镁铸造材的技术开发。但是，由于镁铸造材具有密排六方(hcp，hexagonalclosepacked)晶体结构，因此具有在常温下操作的滑移系(slipsystem)受限的缺点。尤其，在轧制后镁合金板上所形成的基面(basal)织构中，这种滑移系对冲压成形性非常不利。

在韩国公开专利公报第2010-0038809号及韩国公开专利公报第2012-0055304号中提出如下的技术：即，通过添加钇(y)及钙(ca)，在薄板铸造及轧制时通过重结晶现象来实现晶粒微细化及织构的分散控制，从而提高成形性。此外，美国公开专利公报第2013-0017118号中提出如下的技术：即，通过在轧制时实现上辊及下辊的不同转速，从而对镁合金板附加剪切变形后，通过热处理缓和基面织构。

然而，上述技术即便添加昂贵的钇和钙，在常温下极限拱顶高度(ldh，limiteddomeheight)也为5mm以下，冷成形性较差。此外，在对上辊及下辊赋予不同转速的不同圆周速度轧制技术中，剪切变形仅在表层上集中出现，因此提高成形性受限。

(专利文献1)1、韩国公开专利公报第2010-0038809号

(专利文献2)2、韩国公开专利公报第2012-0055304号

(专利文献3)3、美国公开专利公报第2013-0017118号

技术实现要素：

本发明的目的是提供一种具有优异的冷成形性的镁合金板及其制备方法。具体地，提供一种具有在常温下极限拱顶高度为10mm以上的优异冷成形性的镁合金板材。

本发明一实施例的镁合金板按重量％包含0.5～10％的锌(zn)及1～15％的铝(a1)，余量由镁(mg)及不可避免的杂质来构成，以(0002)面的[0001]方向为基准，取向差在30°以下范围内的织构的织构强度平均值为3以下。

所述镁合金板的板材内密排六方(hcp，hexagonalclosepacked)晶体结构的c/a值的偏差可以满足5以下。

所述镁合金板在常温下的极限拱顶高度(ldh，limiteddomeheight)可为10mm以上。

所述镁合金板的厚度可为0.4至2mm。

本发明一实施例的镁合金板的制备方法包括：步骤a，在300～500℃下对镁铸造材进行1小时～48小时固溶处理，所述镁铸造材按重量％包含0.5～10％的锌(zn)及1～15％的铝(al)，余量由镁(mg)及不可避免的杂质来构成；步骤b，在300～500℃下对经过所述固溶处理的镁铸造材进行预热；步骤c，对经过所述预热的镁铸造材与通过以下关系式1选择的约束构件进行轧制，使得满足以下关系式2及以下关系式3；及步骤d，在300～500℃下对经过所述轧制的镁合金轧制板材进行0.5小时～5小时固溶处理。

关系式1

1＜|(σmat-σmg)|×σmg^-1＜20

σmat和σmg分别为约束构件和镁材料的平均流变应力(meanflowstress，mfs)。

关系式2

0.4＜nreff×(nrtotal-1)^-1

nreff为施加有效应变(effectivestrain)(εeff)值以上变形的轧制道次数，nrtotal为总轧制道次数。

关系式3

3＜εeff×100＜40

εeff＝(t-t0)×lini^-1

t0和t分别为镁板材的变形前厚度和变形后厚度。

在所述镁铸造材和所述约束构件的厚度之和中，所述约束构件的厚度比率可被设计为超过5％。

所述轧制可为以累积压下量50％以上来进行的约束轧制。

在所述轧制后可进一步执行涂油处理或镀金处理。

本发明一实施例的镁合金板为根据上述制备方法制备的合金板，可在厚度方向上具有均匀的非基面(non-basal)织构。

根据上述制备方法制备的镁合金板在常温下的极限拱顶高度(ldh，limiteddomeheight)可为10mm以上。

本发明能够提供一种具有优异冷成形性的镁合金板及其制备方法。具体地，能够提供一种具有在常温下的极限拱顶高度为10mm以上的优异冷成形性的镁合金板材。

附图说明

图1为利用电子背散射衍射(ebsd，electronbackscatterdiffraction)来表示根据比较例1的镁合金轧制板材的晶体组织的结果。

图2为利用ebsd来表示根据实施例1的镁合金轧制板材的晶体组织的结果。

图3为表示实施例1及比较例1在1/4t及1/2t地点上的以(0002)面为基准的晶体取向分布的图。

具体实施方式

虽然第一、第二及第三等的用语为了说明多种部分、成分、区域、层及/或分段而使用，但并不限于此。这些用语只是为了将某一部分、成分、区域、层或分段与其他部分、成分、区域、层或分段区别而使用。因此，下面所描述的第一部分、成分、区域、层或分段在不超出本发明范围的范围之内也用第二部分、成分、区域、层或分段来描述。

在此使用的专业术语只是用来提到特定实施例而提供，并不是用来限制本发明。在此使用的单数形式在没有表示明确的相反含义的情况下也包含复数形式。说明书中使用的“包含”的含义细化了特定的特性、领域、整数、步骤、动作、要素及/或成分，而不是排除其他特性、领域、整数、步骤、动作、要素及/或成分的存在或附加。

虽然未做不同的定义，将在此使用的技术术语及科学术语包括在内的所有用语具有与本发明所属技术领域的技术人员一般理解的含义相同的含义。在一般使用的词典中定义的用语被补充解释为与相关技术文献和当前公开的内容相符的含义，在没有定义的情况下，不应解释为理想的或者非常正式的含义。

此外，除非另外提到，％表示重量％(wt％)。

下面，参照附图详细说明本发明的实施例，以使本发明所属技术领域的技术人员能够容易实施。但本发明并不局限于在此说明的实施例，可用多种不同的形式实现本发明。

本发明一实施例的镁合金板按重量％包含0.5～10％的锌(zn)及1～15％的铝(al)，余量由镁(mg)及不可避免的杂质来构成，并且以(0002)面的[0001]方向为基准，取向差为30°以下范围内的织构的织构强度平均值为3以下。例如，在厚度方向的1/4t及1/2t地点上，以(0002)面的[0001]方向为基准，取向差为30°以下范围内的织构的织构强度平均值可为3以下。

此外，在所述板材内的密排六方(hcp，hexagonalclosepacked)晶体结构的c/a值的偏差满足5以下。具体地，c/a值的偏差可为4％以下。更具体地，c/a值的偏差可为3％以下。更加具体地，c/a值的偏差可为2％以下。

由此，本发明的镁合金板能够具有在常温下的极限拱顶高度(ldh，limiteddomeheight)为10mm以上的优异的冷成形性。

下面，对本发明的镁铸造材的成分进行说明。

本发明的镁铸造材的特征在于，按重量％，所述锌的含量为0.5～10％，铝含量为1～15％，余量由镁及不可避免的杂质来构成。在本发明中，对限制镁铸造材的合金组成的理由进行说明，以下％表示重量％。

锌(zn)

在镁合金板材中，锌具有提高强度的效果。当添加少于0.5％的锌时，所述效果不足而导致强度变差，当超过10％时，在晶界上形成粗大的平衡相而导致成形性下降。因此，锌的含量优选为0.5～10％。

铝(al)

在镁合金板材中，铝具有提高耐蚀性和延伸率的效果。但是当添加量少于1％时，所述效果不足，难以实现所期望的物理性质。此外，当超过15％时，不易制备，且在轻量性保证方面上的效率较低，因此铝的含量优选为1～15％。

另外，本发明的一实施例的镁合金板的制备方法包括：步骤a，在300～500℃下对镁铸造材进行1小时～48小时固溶处理，所述镁铸造材按重量％包含0.5～10％的锌(zn)及1～15％的铝(a1)，余量由镁(mg)及不可避免的杂质来构成；步骤b，在300～500℃下对经过所述固溶处理的镁铸造材进行预热；步骤c，对经过所述预热的镁铸造材与通过以下关系式1选择的约束构件进行轧制，使得满足以下关系式2及以下关系式3；及步骤d，在300～500℃下对经过所述轧制的镁合金轧制板材进行0.5小时～5小时固溶处理。

下面，对本发明的制备工艺按步骤进行详细说明。

在300～500℃下对由所述成分铸造的镁铸造材进行1小时～48小时固溶处理。当低于300℃的温度下进行固溶处理时，因残留有铸造组织而无法构成均匀的微细组织，因此在制备后存在冷成形性局部变差的问题。当超过500℃的温度下进行热处理时，会造成熔化或形成粗大的微细组织，从而冷成形性下降。此外，当热处理时间少于1小时时，不能获得均匀的微细组织，当热处理时间超过48小时时，显著降低组织均匀化效果，且不利于经济效果。

在300～500℃下对经过所述固溶处理的镁铸造材进行预热。当低于300℃的温度下进行预热时，在轧制时重结晶效果不够，缺乏微细组织的均匀性，当超过500℃时，会有非正常晶粒生长，存在冷成形性下降的问题。

对经过所述预热的镁铸造材与通过关系式1选择的约束构件进行轧制，使得满足关系式2及关系式3。

关系式1

1＜|(σmat-σmg)|×σmg^-1＜20

σmat和σmg分别为约束构件和镁材料的平均流变应力(meanflowstress，mfs)。

关系式2

0.4＜nreff×(nrtotal-1)^-1

nreff：施加有效应变(εeff)值以上变形的轧制道次数，

nrtotal：总轧制道次数。

关系式3

3＜εeff×100＜40

εeff＝(t-t0)×lini^-1

t0和t分别表示镁板材的变形前厚度和变形后厚度。

当关系式1的值小于1时，约束构件的变形阻力值非常小，在较小的压下量下也会过度进行约束构件的成形，因此不能从与镁板材的界面到镁板材中心赋予充分的约束轧制效果。相反，当关系式1的值超过20时，约束构件的变形阻力值非常高，导致轧制负荷量的增加，可能会引起通板性问题，且与镁板材的变形阻力相比，约束构件的变形阻力非常大，从而与应从镁界面开始产生的多轴约束变形行为相异的压缩变形行为的作用占优势，因此不能有效地将约束轧制的效果赋予至厚度方向的1/2t地点。

在关系式2中，即在与应用基于上述内容选择的材料来进行轧制的过程中直到有效地形成非基面(non-basal)织构的时间点为止所需的有效应变(εeff)值以上的轧制道次数相关的关系式2中，早期的一道次以上与常规的粗轧过程相似，其以用于确保最终厚度的材料厚度调整为目标而开始进行轧制，但优选至少一道次以上以施加有效应变(εeff)值以上变形的压下率来进行轧制。同时，对于在上面提到的施加有效应变(εeff)值以上变形的压下率的定义应满足关系式3。当关系式3的值小于3时，因较低压下率而导致剪切变形效果显著下降，无法有效地形成非基面(non-basal)织构。当关系式3的值超过40时，不仅在剪切变形效果的确保方面上的效率低，而且在和变形率与镁材料不同的约束构件一起进行轧制时，因通板性较差，难以进行顺畅的作业。

在300～500℃下，对经过上述轧制的镁合金轧制板材进行0.5～5小时固溶处理。当低于300℃的温度下进行固溶处理时，因重结晶行为不够而残留延伸的轧制组织，从而存在冷成形性变差的问题。当在超过500℃的温度下进行热处理时，因局部产生熔化或形成粗大的微细组织，从而也会导致冷成形性变差。当热处理时间少于0.5小时时，无法获得均匀重结晶的微细组织，当热处理时间超过5小时时，组织的均匀化效果会显著下降。

如上所述，以满足关于应用材料间变形阻力差的关系式1的方式选择材料，并且基于对关系式2和关系式3的分析而制备镁合金板，该镁合金板在(0002)面的[0001]方向上以基向(basalorientation)为基准的取向差为30°以内的平均织构强度(iave(～30°))为3以下，因此有效地形成非基面(non-basal)织构。此外，本发明的镁合金板的特征在于密排六方(hcp，hexagonalclosepacked)格子结构的纵横比(aspectratio)偏差即c/a值的偏差为5％以下，其能够形成非常均匀的非基面(non-basal)织构，结果在常温下也能够确保10mm以上的极限拱顶高度。具体地，c/a值的偏差可为4％以下。更具体地c/a值的偏差可为3％以下。更加具体地c/a值的偏差可为2％以下。

例如，本发明的镁合金板可具有0.4mm至2mm的厚度，但并不局限于此。

下面，通过实施例对本发明进行更加详细的说明，需要说明的是，这些实施例的记载只是用于例示本发明的实施例，这些实施例的记载不应限制本发明。

(镁合金板的制备)

实施例1至7、比较例1至9

在分析表1中记载成分的重量％的基础上，在co2和sf6混合气体气氛下进行熔化而制备镁合金熔融金属，利用如此准备的熔融金属，通过双辊式薄板铸造装置制备板状的铸造材。考虑到熔融金属起火之前的温度(大约950℃)，将熔融金属保持在710℃的同时输送到喷嘴，并向两个冷却辊之间注入。此时，将两个冷却辊之间的间隔保持为约4mm，将辊的转速保持为约5mpm(米/分钟)，并以200～300℃/s的冷却速度铸造。对如此铸造的板材进行如下的后续热处理。首先，在440℃下对铸造后的板材进行1小时热处理，这是为了尽量去除铸造组织和偏析。

接下来，对如上所述经过热处理的镁铸造材，将关系式1的值小于1的材料纯铝板材、以及关系式1的值超过20的材料即具有4000mpa级马氏体基体组织的变形强化钢(马氏体钢)用作约束构件。此外，作为属于关系式1的适当范围的材料，将软钢、sts304及孪晶诱发塑性钢作为约束构件来选择，并且关于组成材料之间的厚度比率，以镁铸造板材为基准将该厚度比率从4.5％改变至100％的同时进行轧制。在进行轧制前，在400℃下预热30分钟后实施轧制，在进行热轧时，对于每道次，在400℃下补充预热5分钟后进行轧制，在去除约束构件后，最终为了使镁合金板材重结晶，在400℃下进行1小时的最终热处理。

表1和表2分别示出镁铸造材和约束构件的成分、材质及表示相互间变形阻力之差的mfs及关系式1的结果值。ts、ys及el为在常温下与4mm厚度的板状镁铸造材及多种相应厚度的约束构件相关的jis5规格和对c方向的延伸材质，mfs为在400℃下赋予0.1s^-1变形率时的检测结果。表3表示轧制前的厚度比率、轧制模式、累积压下量、nreff、nrtotal、εeff值及轧制后的最终轧制后热处理条件。在表4中，按各种实施例及比较例整理了利用ebsd/oim及tem分析法对轧制后去除约束构件后剩余的、经约束轧制的镁合金板材的常温延伸材质和1/4t及1/2t地点的微细组织进行分析的对iave(1/4t)(～30°)、iave(1/2t)(～30°)、c/a(1/4t)、c/a(1/2t)及c/a偏差的结果值及极限拱顶高度值。为了评价如上所述制备的经过铸造、轧制及后热处理的镁合金板材的成形性，执行极限拱顶高度测试。极限拱顶高度测试按照如下方式执行：制作直径为50mm且厚度为1～1.5mm的圆盘状样品后，在上模及下模之间插入样品，然后用5kn的力来固定样品后，使用直径为27mm的球形冲头以0.1mm/sec的速度施加变形，直至圆盘状样品断裂为止，并且测量从插入冲头后样品断裂为止的样品变形高度。

【表1】

【表2】

【表3】

【表4】

在上述表1至表4中，在1/4t及1/2t地点上通过tem分析检测的c/a值基础上利用以下公式计算c/a偏差值δc/a。

|(c/a(1/4t)-c/a(1/2t))|×(c/a(1/2t))^-1×100≤5

c/a(1/4t)：在厚度方向1/4t地点上的密排六方(hcp，hexagonalclosepacked)格子结构的纵横比。

c/a(1/2t)：在厚度方向1/2t地点上的密排六方(hcp，hexagonalclosepacked)格子结构的纵横比。

实施例1至7为使用考虑本发明中提出的关于变形阻力差的关系式1选定的约束构件和板状镁铸造材，且以满足关系式2和关系式3的方式制备的结果，该关系式2和关系式3为关于以εeff以上的压下率轧制的道次数及累积压下量的相关关系式。

从表4可以确认，因满足了本发明中提出的非基面(non-basal)织构形成行为，以(0002)面的[0001]方向为基准的取向差在30°以下范围内的织构的织构强度平均值为3以下。此外，可以确认板材内密排六方(hcp，hexagonalclosepacked)晶体结构的c/a值的偏差满足5以下。由此，最终能够制备在常温下的极限拱顶高度能够确保约10～14mm的镁合金轧制板材。

比较例1至3为针对未采用本发明中提出的基于约束构件的制备方式、而是仅使用镁铸造件通过常规轧制方式制备的合金轧制板材的结果，在结束最终热处理后，从表4的以(0002)面的[0001]方向为基准的取向差在30°以下范围内的织构强度平均值可以看出，组织内非基面(non-basal)织构未发达，且从c/a偏差值中可以看出，非基面(non-basal)织构的均匀性也比较差，从而无法确保优异的冷成形性。

比较例4及5为超出关于所使用的镁合金及约束构件之间的变形阻力之差的关系式1的有效范围的情况。更为详细地，比较例4为将纯铝板材作为约束构件使用的情况，在进行轧制的400℃温度区域中mfs为约15mpa，可见与镁铸造材(120mpa)相比非常低，且在代入关系式1的结果，如从表2中可以确认约为0.8左右，可见该值小于有效范围。此时，因约束构件的变形阻力很小，即使压下量小，约束构件也会过度成形，无法从与镁材料的界面到镁材料的中心部赋予充分的约束轧制效果，因此在厚度方向1/2t及1/4t地点上无法确保充分的非基面(non-basal)织构，且在厚度方向上，织构的形成行为也不同。比较例5为将在进行轧制的400℃温度区域中的mfs为约3250mpa的马氏体钢作为约束构件使用的情况，与镁材料(120mpa)相比变形阻力值非常高。此时，因约束构件的变形阻力与镁材料相比非常大，未能从镁材料的界面充分形成及传递多轴约束变形行为，因此约束轧制的效果未能有效地赋予至厚度方向的1/2t地点。

在比较例6中，因在约束轧制时所赋予的累积压下量小于30％，从而在轧制时没有足够的剪切变形作用到镁合金轧制板材，因此虽然在镁合金轧制板材的1/2t地点上有约束轧制效果，但在厚度方向的中心部未能实现足够的非基面(non-basal)织构，结果在厚度方向上形成不均匀的织构，难以确保优异的冷成形性。如表4所示，在轧制后观察织构特性时，可以看出在厚度方向1/4t地点上的以(0002)面的[0001]方向为基准的取向差为30°以下，即iave(1/4t)(～30°)值满足3以下，但在1/2t地点上超过3，结果从c/a偏差值可以看出，非基面(non-basal)织构的均匀性较差，无法确保优异的冷成形性。

比较例7为在板状镁铸造材和约束构件的厚度之和中所述约束构件的厚度比率未超出5％的情况。此时，在界面部上一定程度上确保基于不同变形阻力行为的约束轧制效果，从而如表4所示，可以看出iave(1/4t)(～30°)值小于一般轧制时的值，但其效果微弱。此外，可以看出iave(1/2t)(～30°)与一般轧制时相似，从而可以确认虽然在表层部上有微弱的约束轧制效果，但该效果没有作用到厚度方向的中心部。

比较例8及9为以施加有效应变(εeff)值以上变形的压下率来轧制的道次数(nreff)超出本发明所提出范围的情况。其中，比较例8为共12道次中仅有一个道次以有效压下量以上来轧制的情况。即，从表4中可以看到，为了轧制成最终厚度为1.2mm，比较例8在特定道次中以关系式3的值超过40的方式适用压下量，该例在制备时因通板性较差，镁材料和约束构件之间的界面上产生剥离现象，从而降低约束轧制效果。比较例9为共36道次中仅有一个道次以有效压下量以上来轧制的情况，其大部分道次中适用的压下率小于关系式3中提出的值3，可以看出在镁合金轧制板材内部未能形成有效的非基面(non-basal)织构，且在厚度方向上的织构也不均匀。

参照附图，对实施例及比较例的更为详细的织构及物理性质评价结果进行说明。

图1为利用ebsd(electronbackscatterdiffraction)观察一般遵循步骤a～d且在不作约束轧制的情况下通过一般轧制工序进行轧制后及经过步骤g后的比较例1的镁合金轧制板材的晶体组织的结果。观察区域为厚度方向的1/4t地点。

图2为适用约束轧制的情况，表示未添加钇或钙等特殊元素且利用约束构件sts304以70％的累积压下量进行约束轧制、且在轧制后在400℃下进行1小时的热处理及炉冷的镁合金轧制板材的厚度方向1/4t地点的晶体组织，相当于实施例1。

图3相当于实施例1和比较例1，表示在适用和未适用约束轧制的情况下进行热处理后在厚度方向1/4t及1/2t地点上的以(0002)面为基准的晶体取向分布。

如上述图1中可以看到，在未适用约束轧制的情况下轧制的镁合金板材表现出晶体取向明显集中在以(0002)面为基准的[0001]方向的基面织构，且双孪晶分率非常低。但是，如图2所示，在进行约束轧制的情况下可以看出双孪晶的分率相当高，且缓解了晶体取向集中在以(0002)面为基准[0001]方向的程度。

此外，在热处理后对组织进行比较时，可以看出经过一般轧制的组织的晶粒大小相对粗大(平均直径为30μm)，认为这是在重结晶温度以上的温度下进行热处理的结果。但在经过约束轧制材的情况下平均直径为12μm，考虑到镁合金轧制板材的厚度为约1.2mm时，可以看出形成了非常微细的组织。认为这是即便没有钇或钙，在约束轧制中产生的双孪晶在热处理时起到重结晶部位的结果。

此外，从图3中可以看到，在一般轧制材的情况下在厚度方向上以(0002)面为基准的晶体取向分布不同，但在约束轧制材的情况下在1/4t及1/2t地点上的基面织构均已充分缓和，而且取向分布行为也比较相似。

本发明并不局限于上述实施例，可由不同的多种形式来制备，在本发明所属技术领域的技术人员应能理解，在不改变本发明的技术思想及必要技术特征的情况下也能以其他具体形式实施本发明。因此，上述实施例在各方面均为示意性说明，而不应理解为限定性说明。